不同熱處理工藝對(duì)K4169 高溫合金組織和力學(xué)性能的影響

李妍佳 ,柳 瑞 ,何金珊*,胡聘聘*,湯 鑫,王西濤,3,肖程波

（1.中國航發(fā)北京航空材料研究院 先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095；2.北京科技大學(xué) 鋼鐵共性技術(shù)協(xié)同創(chuàng)新中心，北京材料基因工程高精尖創(chuàng)新中心，北京 100083；3.齊魯工業(yè)大學(xué)（山東省科學(xué)院）新材料研究所，山東省輕質(zhì)高強(qiáng)金屬材料省級(jí)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，濟(jì)南 250014）

K4169 高溫合金在–253～700 ℃的溫度范圍內(nèi)具有較高的強(qiáng)度和塑性[1]，鑄造和焊接工藝性能優(yōu)良，廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)匣、軸承座等結(jié)構(gòu)件的研制和生產(chǎn)[2]。K4169 合金凝固溫度范圍寬、Nb 元素偏析嚴(yán)重，易產(chǎn)生Laves 相、針狀δ 相等有害相[3]，嚴(yán)重惡化鑄件的力學(xué)性能。為改善凝固組織并提高材料力學(xué)性能，一般采用標(biāo)準(zhǔn)熱處理（standard heat treatment，SHT）改善材料組織及性能。其中，包含均勻化（homogenization）+固溶（solution）+時(shí)效（aging）處理三個(gè)步驟[4]。另外，機(jī)匣等構(gòu)件形狀復(fù)雜，精密鑄造過程易產(chǎn)生疏松、顯微孔洞等冶金缺陷[5]。為消除冶金缺陷，熱等靜壓（hot isotropic pressing，HIP）廣泛應(yīng)用于鑄造K4169高溫合金[6-7]。

為改進(jìn)K4169 合金組織和力學(xué)性能，國內(nèi)外圍繞該合金的熱處理制度優(yōu)化開展了一系列工作。李愛蘭等[8]和王愷等[9]研究不同溫度的熱等靜壓工藝，發(fā)現(xiàn)HIP 有效消除了K4169 合金中的顯微疏松和Laves 相，使碳化物大量溶解，組織均勻化程度提高。李相輝等[10-11]在未進(jìn)行HIP 的前提下，先將均勻化溫度提高到1160 ℃，發(fā)現(xiàn)K4169 合金枝晶間到枝晶干的Nb 偏析顯著減輕，偏析系數(shù)降至1.1[10]。而后進(jìn)行無均勻化熱處理，直接將固溶處理溫度提高到1150 ℃，發(fā)現(xiàn)合金中的Nb 元素偏析同樣得到改善，析出的γ″相增多，性能顯著提高[11]?？偟膩碚f，由于熱等靜壓與均勻化熱處理的溫度區(qū)間相似，且均有減輕偏析、使成分均勻化的作用，因此考慮無均勻化熱處理（heat treatment without homogenization，HTWH），提出了縮短工序、提高生產(chǎn)效率、降低工藝成本的HIP+HTWH 制度。凌李石保等[12]研究了無均勻化熱處理對(duì)K4169 合金組織和650 ℃/620 MPa 持久性能的影響，但沒有系統(tǒng)對(duì)照AMS5383 的規(guī)定分析比較不同熱處理工藝對(duì)合金硬度和拉伸等力學(xué)性能的影響，且未與HIP+SHT 工藝進(jìn)行對(duì)比，詳細(xì)探討HIP 后無均勻化熱處理制度的可行性。

本工作對(duì)比研究標(biāo)準(zhǔn)熱處理（SHT）、熱等靜壓+標(biāo)準(zhǔn)熱處理（HIP+SHT）以及熱等靜壓+無均勻化熱處理（HIP+HTWH）三種熱處理工藝對(duì)K4169合金組織和性能的影響，系統(tǒng)分析HIP 后進(jìn)行無均勻化熱處理（HTWH）的可行性。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)合金為K4169 合金，其主要成分見表1。采用真空感應(yīng)熔煉爐得到成分符合AMS5383 要求的母合金錠，然后在ZGDX-25 型真空感應(yīng)雙性能爐澆注單鑄試棒。隨后對(duì)試棒分組進(jìn)行熱等靜壓和熱處理，其中，第1 組H1 為SHT、第2 組H2 為HIP+SHT、第3 組H3 為HIP+HTWH，研究不同熱處理制度對(duì)合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，具體熱處理制度見表2。

表1 K4169 合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of K4169 alloy（massfraction/%）

表2 K4169 合金的熱處理方案Table 2 Heat treatment of K4169 alloy

熱處理完成之后，選取三種試樣的橫截面，經(jīng)砂紙（80#～2000#）打磨后機(jī)械拋光至試樣表面光亮且無顯見劃痕。用光學(xué)顯微鏡（OM）對(duì)試樣進(jìn)行顯微疏松觀察。隨后，采用15 g Cr2O3+10 mL H2SO4+150 mL H3PO4對(duì)試樣進(jìn)行電解腐蝕，選擇性腐蝕掉γ 基體，以觀察各析出相的形貌，電壓為5 V、電解時(shí)間為120 s；使用電解雙噴制備不同熱處理態(tài)TEM 試樣，以對(duì)微觀組織進(jìn)行結(jié)構(gòu)分析。分別采用光學(xué)顯微鏡（OM）和掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行宏觀晶粒形貌和微觀析出相的觀察，同時(shí)利用SEM 搭載的能譜儀（EDS）分析析出相的化學(xué)成分，使用透射電子顯微鏡（TEM）對(duì)納米級(jí)強(qiáng)化相γ'、γ''進(jìn)行觀察，并使用選區(qū)電子衍射（SAED）花樣進(jìn)行相鑒定。采用恒電流電解法，以試樣作為陽極，在外電場作用下與電解液發(fā)生電化學(xué)反應(yīng)，進(jìn)行選擇性溶解，使基體γ 相被電離溶解，γ''相和γ'相以沉淀形式保留，采用X 射線小角散射法對(duì)三種熱處理態(tài)試樣γ'相和γ''相的尺寸進(jìn)行分析。

硬度檢測按ASTM E18 標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行；室溫拉伸性能測試按ASTM E8/E8M-16a 標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行；704 ℃/448 MPa 持久性能測試按ASTM E139-11 標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行。

2 結(jié)果與分析

2.1 熱處理工藝對(duì)K4169合金顯微組織的影響

2.1.1 對(duì)晶粒組織和顯微缺陷的影響

圖1（a-1）～（c-1）為不同熱處理態(tài)合金的低倍金相照片。如圖所示，三種熱處理態(tài)試樣均表現(xiàn)出不規(guī)則的等軸晶粒形態(tài)，尺寸大小不一。晶粒內(nèi)均為典型的枝晶組織，枝晶間放大觀察后存在不同的析出相?？梢钥闯?，相比于H1 試樣，H2 與H3 試樣枝晶間呈黑色襯度的區(qū)域明顯減少，說明合金偏析減輕[9]，相應(yīng)的析出相也減少。HIP 對(duì)合金顯微疏松及孔洞的影響如圖1（a-2）～（c-2）所示，可見鑄后未經(jīng)熱等靜壓而直接進(jìn)行標(biāo)準(zhǔn)熱處理的試樣橫截面存在明顯的顯微孔洞（圖1（a-2））。在100倍金相視場下選取6 張圖片進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析，H1 試樣橫截面的顯微孔洞面積分?jǐn)?shù)為0.103%。而H2（圖1（b-2））和H3（圖1（c-2））試樣均未發(fā)現(xiàn)明顯的顯微孔洞。研究結(jié)果進(jìn)一步證明了熱等靜壓處理可以有效閉合孔洞等顯微缺陷、提高合金的致密度[13]。

圖1 不同熱處理態(tài)下K4169 合金的金相照片（1）經(jīng)侵蝕；（2）未經(jīng)侵蝕；（a）H1；（b）H2；（c）H3Fig.1 Metallographic photos of different heat-treated K4169 alloys（1）etched；（2）unetched；（a）H1；（b）H2；（c）H3

2.1.2 對(duì)相組織的影響研究

圖2為不同熱處理態(tài)K4169 合金的高倍OM像和SEM 像，表3為不同熱處理態(tài)K4169 試樣析出相的能譜分析結(jié)果。如圖2（a-1）、（a-2）和表3（1#、2#和3#）所示，H1 態(tài)試樣中存在島狀相及周圍析出的大量針狀相，能譜分析結(jié)果顯示均富Ni，不同的是1#針狀相Cr、Fe 含量較2#島狀相高，而Nb 含量明顯較低，根據(jù)形狀、析出位置以及能譜分析結(jié)果可以確定針狀相為δ 相，島狀相為Laves 相?？梢?，經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理后，脆性Laves 相和一些針狀的δ 相不能完全消除[14]。此外，H1 中還存在一些輪廓清晰、邊界平直的3#塊狀相，能譜分析結(jié)果顯示該相富Nb，其次富Ti，為MC 型碳化物（Nb，Ti）C。而如圖2（b-1）、（b-2）和表3（4#）所示，在H2 試樣中無論低倍金相還是高倍SEM 中都未觀察到Laves 相和δ 相，僅在枝晶間存在一些塊狀相，能譜結(jié)果表明4#塊狀相富Nb 和Ti，為MC 型碳化物（Nb，Ti）C。圖2（c-1）、（c-2）和表3（5#）為H3 試樣的顯微組織與相應(yīng)的能譜分析結(jié)果，與H2 試樣相同，H3 枝晶間無明顯的Laves和δ 相，僅發(fā)現(xiàn)一些5#塊狀相，能譜結(jié)果表明與H2試樣4#相相同，為MC 型碳化物（Nb，Ti）C。這些不同熱處理態(tài)試樣枝晶間析出相的差異，是由于K4169 合金中Laves 相的溶解溫度范圍為1160～1259 ℃，δ 相的溶解溫度范圍為982～1037 ℃[4]，而本研究所采用的熱等靜壓溫度為1170 ℃，達(dá)到Laves 相溶解溫度、高于δ 相的溶解溫度，同時(shí)經(jīng)4 h 保溫的充分?jǐn)U散，可以基本消除試樣枝晶間的Laves 相和δ 相。

圖2 不同熱處理態(tài)K4169 合金的宏觀金相和SEM 圖（1）金相照片；（2）SEM 照片；（a）H1；（b）H2；（c）H3Fig.2 OM and SEM images of different heat-treated K4169 alloys（1）OM images；（2）SEM images；（a）H1；（b）H2；（c）H3

圖3為H2 與H3 試樣晶界處的SEM 圖。與H2 試樣的晶界（圖3（a））不同，在H3 試樣的晶界上，除了部分塊狀碳化物外，還觀察到了一些不連續(xù)的短棒狀相（圖3（b））。對(duì)其進(jìn)行EDS 能譜鑒定（表3（6#）），發(fā)現(xiàn)該相Ni、Cr 和Fe 含量較高、Nb含量相對(duì)較少，確定為δ 相。對(duì)比分析H2 與H3試樣的熱處理制度，無均勻化熱處理是造成這兩種狀態(tài)樣品晶界上析出相有所差異的原因。由于固溶處理溫度（968 ℃）與δ 脆性相的形成溫度區(qū)間（815～950 ℃）基本相同，因此凌李石保等[12]認(rèn)為合金經(jīng)HIP+STA（固溶+時(shí)效）處理時(shí)晶界針狀δ 脆性相在固溶處理過程重新析出。在本研究中，H2 試樣經(jīng)968 ℃的固溶處理，未在晶界上發(fā)現(xiàn)不連續(xù)短棒狀δ 相，說明δ 相未在固溶過程重新析出。與H2 試樣相比，H3 析出了少量短棒狀δ 相，這有可能是因?yàn)闊岬褥o壓后冷卻過程緩慢，在冷卻過程中析出少量短棒狀δ 相；H2 的樣品在HIP 后進(jìn)行了1093 ℃均勻化熱處理，可以消除這些δ 相，而H3 的樣品只進(jìn)行了968 ℃固溶和718 ℃/8 h+621 ℃/8 h 時(shí)效，無法消除短棒狀δ 相。

圖3 不同熱處理態(tài)K4169 合金晶界處的SEM 圖Fig.3 SEM images of grain boundaries for different heat-treated K4169 alloys（a）H2；（b）H3

表3 不同熱處理態(tài)合金中析出相的能譜分析結(jié)果（原子分?jǐn)?shù)/%）Table 3 EDS results of precipitates in different heat-treated alloys（atom fraction/%）

圖4（a）～（c）為不同熱處理態(tài)試樣枝晶干位置的SEM 圖。如圖所示，γ''和γ'相的尺寸均在100 nm以下，均勻彌散地分布在γ 基體中。圖4（d）為相萃取法分析獲得的不同熱處理態(tài)試樣γ''相和γ'相的平均尺寸。如圖4（d）所示，H2 和H3 試樣γ''相和γ'相的平均直徑分別為26.4 nm 和18.9 nm，均小于H1 試樣γ''相和γ'相的32.6 nm。圖5（a）～（c）為三種熱處理態(tài)合金強(qiáng)化相的TEM 明場像和相應(yīng)的電子衍射花樣。通過SAED 圖確定，在基體中彌散分布的析出相分別為γ'相和γ''相?？梢姡琀2 和H3 試樣的γ''和γ'強(qiáng)化相形態(tài)、分布基本一致，無均勻化熱處理未對(duì)其產(chǎn)生明顯影響。

圖4 不同熱處理態(tài)K4169 合金中γ'、γ''相形貌和兩相平均尺寸（a）H1；（b）H2；（c）H3；（d）γ''相和γ'相的平均尺寸Fig.4 SEM images of γ'，γ'' and the mean size of γ'' and γ' of different heat-treat K4169 alloys（a）H1；（b）H2；（c）H3；（d）mean size of γ'' and γ'

圖5 不同熱處理態(tài)K4169 合金（1）TEM 圖；（2）γ''相SAED 花樣（a）H1；（b）H2；（c）H3Fig.5 K4169 alloy under different heat treatment states（1）TEM images；（2）SAED pattern of γ'' phase；（a）H1；（b）H2；（c）H3

2.2 熱處理工藝對(duì)K4169 合金力學(xué)性能的影響

圖6為三種熱處理態(tài)試樣的洛氏硬度值。如圖6所示，H1、H2 和H3 三種熱處理態(tài)試樣的平均洛氏硬度值分別為36.8HRC、38.1 HRC 和38.4 HRC。經(jīng)HIP 處理后，H2 和H3 的硬度值比H1 分別提高3.5%和4.3%。合金硬度主要由強(qiáng)化相（γ'、γ''）的析出數(shù)量決定，強(qiáng)化相數(shù)量越多，合金的硬度值越高[15]。HIP 后的兩種熱處理態(tài)合金的組織更加致密，并且成分更均勻，使得時(shí)效過程析出了更多的γ''[16]，從而使得HIP 處理的H2 與H3 樣品硬度得以提高。

圖6 不同熱處理態(tài)K4169 合金的洛氏硬度值Fig.6 Rockwell hardness of different heat-treated K4169 alloys

表4和圖7為三種熱處理態(tài)試樣的室溫拉伸性能?？梢?，H2 和H3 的抗拉強(qiáng)度分別為1074 MPa和1082 MPa，高于H1 的1064 MPa。且H2 和H3試樣的屈服強(qiáng)度比H1 試樣的821 MPa 分別增加了73 MPa 和91 MPa，伸長率也分別提高了3%和13%。室溫下K4169 合金塑性變形時(shí)，位錯(cuò)與沉淀析出強(qiáng)化相的交互作用會(huì)隨強(qiáng)化相的尺寸而由位錯(cuò)切過向Orowan 繞過機(jī)制轉(zhuǎn)變[17-18]，對(duì)于第二相強(qiáng)化的合金，存在一個(gè)臨界強(qiáng)化相尺寸Dc值，強(qiáng)化相尺寸在曲線上愈接近該Dc值，強(qiáng)化效果越好[19]，合金的屈服強(qiáng)度也就越高。室溫條件下，K4169 合金所對(duì)應(yīng)的臨界強(qiáng)化相直徑Dc為26 nm[20-21]。而如圖4（d）所示，相比H1 態(tài)的32.6 nm，H2 及H3 合金的γ''相和γ'相平均尺寸在曲線上更加接近臨界強(qiáng)化相直徑Dc，因而具備更好的強(qiáng)化效果，使得合金室溫屈服強(qiáng)度更高。

圖7 不同熱處理態(tài)K4169 合金的室溫拉伸性能Fig.7 Tensile properties of different heat-treated K4169 alloys at room temperature

表4 不同熱處理態(tài)試樣室溫拉伸性能Table 4 Tensile properties of different heat-treated alloys at room temperature

表5和圖8為不同熱處理態(tài)試樣的704 ℃/448 MPa 條件下持久性能測試結(jié)果。結(jié)果表明，H2 和H3 試樣的持久壽命比H1 試樣的329 h 分別提高了35%和32%，但伸長率比H1 分別下降了17%和27%。雖然H2 和H3 的持久壽命都有顯著提高，但對(duì)比圖8中H2 和H3 持久性能數(shù)據(jù)發(fā)現(xiàn)，相比H2 試樣，無均勻化熱處理的H3 試樣持久壽命值和塑性散點(diǎn)分布范圍較大。對(duì)于K4169 合金，適量的δ 相沿晶界以顆粒分布時(shí)，會(huì)松弛裂紋前端應(yīng)力狀態(tài)，延緩裂紋形成及擴(kuò)展，從而提高持久塑性；但δ 相以針狀魏氏組織大量析出時(shí)，容易產(chǎn)生應(yīng)力集中成為裂紋源，同時(shí)會(huì)使基體Nb 含量減少，使其周圍不能析出γ''相，會(huì)降低合金強(qiáng)度[22]。對(duì)于H2 樣品而言，HIP 后進(jìn)行了1093 ℃/1.5 h 均勻化熱處理，高于δ 相完全回溶溫度1020 ℃，因而消除了HIP 后冷卻過程中析出的晶界δ 相。對(duì)于H3 樣品而言，由于HIP 后直接進(jìn)行了固溶和時(shí)效處理，低于δ 相完全回溶溫度1020 ℃，不能消除HIP 冷卻過程產(chǎn)生的δ 相，因而試樣晶界處分布不均勻且尺寸不一的短棒狀δ 相，導(dǎo)致持久壽命和塑性分散度大于H2 試樣。

圖8 不同熱處理態(tài)K4169 合金704 ℃/448 MPa 持久性能Fig.8 Stress-rupture properties of different heat-treated K4169 alloys at 704 ℃/448 MPa

表5 不同熱處理態(tài)試樣704 ℃/448 MPa 條件下的持久性能Table 5 Stress-rupture properties of different heat-treated alloys at 704 ℃/448 MPa

綜上所述，由于HIP 處理可以使合金成分均勻化，減輕偏析，同時(shí)消除合金內(nèi)部顯微疏松、針狀δ 相和大部分Laves 相等，因而生產(chǎn)效率更高、工藝成本更低的無均勻化熱處理（HIP+HTWH）工藝達(dá)到和全流程熱處理工藝（HIP+SHT）基本相同的力學(xué)性能，能夠滿足AMS 5383 材料規(guī)范規(guī)定的硬度、室溫拉伸性能和704 ℃/448 MPa 條件下持久性能的要求，可作為K4169 合金鑄件熱處理制度優(yōu)化方案之一。

3 結(jié)論

（1）不同熱處理工藝對(duì)比研究表明，HIP 可以代替均勻化熱處理從而有效消除顯微孔洞和針狀δ 相，基本消除Laves 相并提高γ''、γ'相體積分?jǐn)?shù)。

（2）力學(xué)性能研究表明，HIP+SHT 和HIP+HTWH 態(tài)K4169 合金的硬度、拉伸性能、持久壽命相當(dāng)，且均比SHT 態(tài)有所提高。

（3）組織研究表明，雖然HIP+HTWH 態(tài)的K4169 合金部分晶界存在短棒狀δ 相，造成持久性能存在一定的分散度，但滿足AMS 5383 對(duì)材料力學(xué)性能的要求。為簡化工序、節(jié)約成本，工業(yè)應(yīng)用中可采用HIP+HTWH 對(duì)K4169 合金進(jìn)行熱處理。